(57)【要約】組成式Ｆｅ（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ＢＸＰＹＣｕＺの合金組成物であって、４≦Ｘ≦１４ａｔ％、０＜Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦２ａｔ％である合金組成物。この合金組成物はアモルファス相を主相とするものである。この合金組成物を出発原料として熱処理すると、２５ｎｍ以下のｂｃｃＦｅからなるナノ結晶を析出させることができ、良好な磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。
2011024580.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式Ｆｅ（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ＢＸＰＹＣｕＺの合金組成物であって、４≦Ｘ≦１４ａｔ％、０＜Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦２ａｔ％である合金組成物。
【請求項２】
請求項１記載の合金組成物であって、Ｘ，Ｙ，Ｚが、７９≦１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ≦８６ａｔ％、４≦Ｘ≦１３ａｔ％、１≦Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦１．５ａｔ％を更に満たす、合金組成物。
【請求項３】
請求項２記載の合金組成物であって、Ｘ，Ｙ，Ｚが、８２≦１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ≦８６ａｔ％、６≦Ｘ≦１２ａｔ％、２≦Ｙ≦８ａｔ％、０．５≦Ｚ≦１．５ａｔ％を更に満たす、合金組成物。
【請求項４】
請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の合金組成物であって、ＰとＣｕの比が０．１≦Ｚ／Ｙ≦１．２を満たす合金組成物。
【請求項５】
請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種類以上の元素は組成全体の４０ａｔ％以下であり、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種類以上の元素とＦｅとの合計は組成全体の（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ａｔ％である、合金組成物。
【請求項６】
請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｆｅの一部をＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ，Ｎ，Ｏ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ，Ｎ，Ｏ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以下であり、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ，Ｎ，Ｏ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素とＦｅとの合計は組成全体の（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ａｔ％である、合金組成物。
【請求項７】
請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｂ及び／又はＰの一部をＣ元素で置換してなる合金組成物において、Ｃは組成全体の１０ａｔ％以下であり、Ｂ及びＰは４≦Ｘ≦１４ａｔ％及び０＜Ｙ≦１０ａｔ％を依然として満たしており、ＣとＢ及びＰとの合計は組成全体の４ａｔ％以上２４ａｔ％以下である、合金組成物。
【請求項８】
請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の合金組成物であって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が０≦Ａｌ≦０．５質量％、０≦Ｔｉ≦０．３質量％、０≦Ｍｎ≦１．０質量％、０≦Ｓ≦０．５質量％、０＜Ｏ≦０．３質量％、０≦Ｎ≦０．１質量％である、合金組成物。
【請求項９】
請求項８記載の合金組成物であって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が０＜Ａｌ≦０．１質量％、０＜Ｔｉ≦０．１質量％、０＜Ｍｎ≦０．５質量％、０＜Ｓ≦０．１質量％、０．００１≦Ｏ≦０．１質量％、０＜Ｎ≦０．０１質量％である、合金組成物。
【請求項１０】
請求項９記載の合金組成物であって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が０．０００３≦Ａｌ≦０．０５質量％、０．０００２≦Ｔｉ≦０．０５質量％、０．００１≦Ｍｎ≦０．５質量％、０．０００２≦Ｓ≦０．１質量％、０．０１≦Ｏ≦０．１質量％、０．０００２≦Ｎ≦０．０１質量％である、合金組成物。
【請求項１１】
請求項１乃至請求項１０のいずれかに記載の合金組成物であって、連続薄帯形状を有する合金組成物。
【請求項１２】
請求項１１記載の合金組成物であって、１８０度曲げ試験時において密着曲げが可能である合金組成物。
【請求項１３】
請求項１乃至請求項１０のいずれかに記載の合金組成物であって、粉末形状を有する合金組成物。
【請求項１４】
請求項１乃至請求項１３のいずれかに記載の合金組成物であって、融解開始温度（Ｔｍ）が１１５０℃以下である合金組成物。
【請求項１５】
請求項１乃至請求項１４のいずれかに記載の合金組成物であって、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の差（ΔＴ＝Ｔｘ２−Ｔｘ１）が７０℃〜２００℃である合金組成物。
【請求項１６】
請求項１乃至請求項１５のいずれかに記載の合金組成物であって、非晶質と該非晶質中に存在する初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であって前記初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍであるナノヘテロ構造を有する合金組成物。
【請求項１７】
請求項１乃至請求項１６のいずれかに記載の合金組成物を用意するステップと、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）−５０℃以上で第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の温度範囲で前記合金組成物を熱処理するステップを含む、Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法。
【請求項１８】
請求項１７記載の方法により製造されたＦｅ基ナノ結晶合金であって、平均粒径が５〜２５ｎｍ以下であるＦｅ基ナノ結晶合金。
【請求項１９】
請求項１８記載のＦｅ基ナノ結晶合金であって、２０Ａ／ｍ以下の保磁力と１．６Ｔ以上の飽和磁束密度を有するＦｅ基ナノ結晶合金。
【請求項２０】
請求項１８又は請求項１９記載のＦｅ基ナノ結晶合金であって、１５×１０−６以下の飽和磁歪を有するＦｅ基ナノ結晶合金。
【請求項２１】
請求項１８乃至請求項２０のいずれかに記載のＦｅ基ナノ結晶合金を用いて構成された磁性部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、トランスやインダクタ、モータの磁芯などの使用に好適である、軟磁性合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
軟磁性非晶質合金のひとつとして特許文献１に開示されているＦｅ−Ｂ−Ｐ−Ｍ（Ｍ＝Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ）系の軟磁性非晶質合金がある。本非晶質合金は良好な軟磁気特性を有し、市販のＦｅ系アモルファスと比べ融解温度が低い合金であるため非晶質化が容易であり、またダスト材料としても好適である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００７−２３１４１５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、特許文献１の非晶質合金ではＮｂやＭｏ、Ｃｒ等の非磁性金属元素を用いると飽和磁束密度Ｂｓが低下するといった問題がある。また、飽和磁歪が１７×１０−６であり、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ、Ｆｅ−Ｎｉ等の他の軟磁性材料と比べて、大きいという問題もある。【０００５】
そこで、本発明の目的は、高い飽和磁束密度を有し且つ低磁歪の軟磁性合金とそれを製造する方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、鋭意検討の結果、Ｆｅ−Ｂ−ＰにＣｕを加えたアモルファスを主相とする特定の合金組成物をＦｅ基ナノ結晶合金を得るための出発原料として用いることができることを見出した。【０００７】
特に、Ｆｅとの共晶組成が高Ｆｅ側にあるＰとＢを主要構成元素にすることで、高Ｆｅ組成でありながら融解温度を低減できる。詳しくは、特定の合金組成物は、所定の組成式で表されるものであり、アモルファス相を主相として有している。この特定の合金組成物を熱処理すると、２５ｎｍ以下のｂｃｃＦｅからなるナノ結晶を析出させることができる。これにより、Ｆｅ基ナノ結晶合金の飽和磁束密度を向上させ、飽和磁歪を低減することができる。【０００８】
本発明の一の側面は、組成式Ｆｅ（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ＢＸＰＹＣｕＺの合金組成物であって、４≦Ｘ≦１４ａｔ％、０＜Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦２ａｔ％である合金組成物を提供する。【０００９】
Ｆｅ−Ｎｂなどの通常使用する工業原料は価格が高いことに加え、ＡｌやＴｉなどの不純物が多量に含まれており、且つ、これら不純物の混入度合いによっては非晶質形成能と軟磁気特性が著しく低下する場合もある。【００１０】
そのため、不純物の多い工業原料を用いても安定して製造することが可能であり、工業化に適した軟磁性合金に対するニーズがある。【００１１】
かかるニーズに応えるべく、本発明者らが検討したところ、合金組成物におけるＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が特定の範囲にある場合、安価な工業原料を使用しても容易に合金組成物を製造できることを見出した。【００１２】
本発明の他の側面は、組成式Ｆｅ（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ＢＸＰＹＣｕＺの合金組成物であって、４≦Ｘ≦１４ａｔ％、０＜Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦２ａｔ％であり、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が０≦Ａｌ≦０．５質量％、０≦Ｔｉ≦０．３質量％、０≦Ｍｎ≦１．０質量％、０≦Ｓ≦０．５質量％、０＜Ｏ≦０．３質量％、０≦Ｎ≦０．１質量％である、合金組成物を提供する。
【発明の効果】
【００１３】
本発明の合金組成物を出発原料として用いて製造されたＦｅ基ナノ結晶合金は、飽和磁束密度が高く且つ磁歪が低いため、磁性部品の小型化、高効率化に好適である。【００１４】
また、本発明の合金組成物は、主要構成元素が４元素と少なく、量産の際における主成分組成及び不純物の制御が容易である。【００１５】
また、本発明の合金組成物は、融解温度が低いため、合金の溶解及び非晶質の形成が容易であり、現有装置でも製造が可能であると共に当該装置への負荷も小さくすることができる。【００１６】
また、本発明の合金組成物は、溶融状態の粘性も低い。従って、粉末形状の合金組成物を構成する場合において、球状の微粉末が得やすく、非晶質の形成も容易になるという利点もある。【００１７】
更に、合金組成物におけるＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量を本発明の規定する範囲内にすることとすれば、安価な工業原料を使用しても容易に合金組成物を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】本発明の実施例と比較例の熱処理温度と保磁力Ｈｃとの関係を示す図である。
【図２】アトマイズ法にて作製したＦｅ８３．４Ｂ１０Ｐ６Ｃｕ０．６組成からなる合金組成物粉末のＳＥＭ写真である。
【図３】アトマイズ法にて作製したＦｅ８３．４Ｂ１０Ｐ６Ｃｕ０．６組成からなる合金組成物粉末の熱処理前後のＸＲＤプロファイルを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明の実施の形態による合金組成物は、Ｆｅ基ナノ結晶合金の出発原料として好適であり、組成式Ｆｅ(100-X-Y-Z)ＢXＰYＣｕＺのものである。ここで、本実施の形態による合金組成物は、Ｘ、Ｙ、Ｚについて、４≦Ｘ≦１４ａｔ％、０＜Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦２ａｔ％を満たしている。
【００２０】
なお、１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ、Ｘ、Ｙ、Ｚについては７９≦１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ≦８６ａｔ％、４≦Ｘ≦１３ａｔ％、１≦Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦１．５ａｔ％の条件を満たすことが好ましく、８２≦１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ≦８６ａｔ％、６≦Ｘ≦１２ａｔ％、２≦Ｙ≦８ａｔ％、０．５≦Ｚ≦１．５ａｔ％の条件を満たすことが更に好ましい。加えて、ＰとＣｕの比が０．１≦Ｚ／Ｙ≦１．２を満たすことが好ましい。
【００２１】
ここで、上記合金組成物においては、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのうちの１種類以上の元素で置換してもよい。その場合、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種類以上の元素は合金組成物の組成全体の４０ａｔ％以下であり、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種類以上の元素とＦｅとの合計は合金組成物の組成全体の（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ａｔ％である。また、Ｆｅの一部をＺｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素で置換してもよい。その場合、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素は合金組成物の組成全体の３ａｔ％以下であり、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素とＦｅとの合計は合金組成物の組成全体の（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ａｔ％である。また、Ｂ及び／又はＰの一部をＣ元素で置換してもよい。その場合、Ｃは合金組成物の組成全体の１０ａｔ％以下であり、Ｂ及びＰは４≦Ｘ≦１４ａｔ％及び０＜Ｙ≦１０ａｔ％を依然として満たしており、ＣとＢ及びＰとの合計は合金組成物の組成全体の４ａｔ％以上２４ａｔ％以下である。
【００２２】
なお、上記合金組成物におけるＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量は、０≦Ａｌ≦０．５質量％、０≦Ｔｉ≦０．３質量％、０≦Ｍｎ≦１．０質量％、０≦Ｓ≦０．５質量％、０≦Ｏ≦０．３質量％、０≦Ｎ≦０．１質量％の条件を満たすことが好ましく、０＜Ａｌ≦０．１質量％、０＜Ｔｉ≦０．１質量％、０＜Ｍｎ≦０．５質量％、０＜Ｓ≦０．１質量％、０．００１≦Ｏ≦０．１質量％、０＜Ｎ≦０．０１質量％の条件を満たすことが好ましく、０．０００３≦Ａｌ≦０．０５質量％、０．０００２≦Ｔｉ≦０．０５質量％、０．００１≦Ｍｎ≦０．５質量％、０．０００２≦Ｓ≦０．１質量％、０．０１≦Ｏ≦０．１質量％、０．０００２≦Ｎ≦０．０１質量％の条件を満たすことが更に好ましい。
【００２３】
上記合金組成物において、Ｆｅ元素は主元素であり、磁性を担う必須元素である。飽和磁束密度の向上及び原料価格の低減のため、Ｆｅの割合が多いことが基本的には好ましい。Ｆｅの割合が７９ａｔ％より少ないと、ΔＴが減少し、均質なナノ結晶組織を得ることができず、また、望ましい飽和磁束密度が得られない。Ｆｅの割合が８６ａｔ％より多いと、液体急冷条件下における非晶質相の形成が困難になり、結晶粒径がばらついたり粗大化したりするため、軟磁気特性が劣化する。従って、Ｆｅの割合は、７９ａｔ％以上、８６ａｔ％以下であるのが望ましい。特に１．７Ｔ以上の高い飽和磁束密度が必要とされる場合、Ｆｅの割合が８２ａｔ％以上であることが好ましい。
【００２４】
上記合金組成物において、Ｂ元素はアモルファス相形成を担う必須元素である。Ｂの割合が４ａｔ％より少ないと、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が困難になる。Ｂの割合が１４ａｔ％より多いと、均質なナノ結晶組織を得ることができず、またＦｅ−Ｂからなる化合物が析出するため、合金組成物は劣化した軟磁気特性を有することとなる。従って、Ｂの割合は、４ａｔ％以上、１４ａｔ％以下であることが望ましい。更に、Ｂの割合が多いと、融解温度が高くなることから、Ｂの割合が１３ａｔ％以下であることが好ましい。特に、Ｂの割合が６ａｔ％〜１２ａｔ％であると、保磁力が低く、安定して連続薄帯を作製できる。
【００２５】
上記合金組成物において、Ｐ元素はアモルファス形成を担う必須元素であり、ナノ結晶化にあたってはナノ結晶の安定化に寄与する。Ｐの割合が０であると、均質なナノ結晶組織が得られず、その結果、軟磁気特性が劣化する。従って、Ｐの割合は０より大きくなければならない。更に、Ｐの割合が少ないと、融解温度が高くなることから、Ｐの割合が１ａｔ％以上であることが好ましい。また、Ｐの割合が多いと非晶質相の形成が困難になり、均質なナノ組織を得られず、更に飽和磁束密度が低下するため、Ｐの割合は１０ａｔ％以下が好ましい。特に、Ｐの割合が２ａｔ％〜８ａｔ％であると、保磁力が低く、安定して連続薄帯を作製できる。
【００２６】
上記合金組成物において、Ｃ元素はアモルファス形成を担う元素である。本実施の形態においては、Ｂ元素、Ｐ元素と共に使用することで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、非晶質の形成やナノ結晶の安定性を高めることができる。また、Ｃは安価であるため、Ｃの添加により他の半金属量が相対的に少なくなると総材料コストが低減される。但し、Ｃの割合が１０ａｔ％を超えると、合金組成物が脆化し、軟磁気特性の劣化が生じるという問題がある。従って、Ｃの割合は、１０ａｔ％以下が望ましい。
【００２７】
上記合金組成物において、Ｃｕ元素はナノ結晶化に寄与する必須元素である。Ｃｕの割合が０．５ａｔ％より少ないと、熱処理の際、結晶粒が粗大化しナノ結晶化が困難になる。Ｃｕの割合が２ａｔ％より多いと、非晶質相の形成が困難になる。従って、Ｃｕの割合は０．５ａｔ％以上、２ａｔ％以下であることが望ましい。特に、Ｃｕの割合が１．５ａｔ％以下であると、保磁力が低く、連続薄帯を安定して作製できる。
【００２８】
また、Ｃｕ元素はＦｅ元素及びＢ元素と正の混合エンタルピーを有し、Ｐ元素と負の混合エンタルピーを有する。このことから、Ｃｕ原子とＰ原子の間には強い相関関係がある。従って、この２元素を複合添加すると、均質な非晶質相の形成が可能になる。具体的にはＰの割合（Ｙ）とＣｕの割合（Ｚ）との特定の比率（Ｚ／Ｙ）を０．１以上、１．２以下にすることで、液体急冷条件下における非晶質相の形成の際に結晶化及び結晶の粒成長が抑制され、１０ｎｍ以下のサイズのクラスターが形成され、このナノサイズのクラスターによってＦｅ基ナノ結晶合金の形成の際にｂｃｃＦｅ結晶は微細構造を有するようになる。より具体的には、本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金は平均粒径が２５ｎｍ以下であるｂｃｃＦｅ結晶を含んでいる。本クラスター構造では靭性が高く、１８０°曲げ試験において密着曲げも可能である。ここで、１８０°曲げ試験とは、靭性を評価するための試験であり、曲げ角度が１８０°であり内側半径が零となるように試料を曲げるものである。即ち、１８０°曲げ試験によれば、試料は密着曲げされるか、破断される。一方、特定の比率（Ｚ／Ｙ）が上述した範囲外にある場合、均質なナノ結晶組織が得られず、従って合金組成物は優れた軟磁気特性を有することができない。
【００２９】
上記合金組成物において、Ａｌは工業原料を用いることで混入する不純物である。このＡｌの割合が０．５０質量％より多いと大気中において液体急冷下におけるアモルファス相の形成が困難になり、熱処理後にも粗大な結晶が析出し、軟磁気特性は大幅に劣化する。従って、Ａｌの割合は０．５０質量％以下であることが望ましい。特にＡｌの割合が０．１０質量％以下の場合、液体急冷下にて溶湯粘性の上昇を抑制することにより大気中でも表面平滑で変色の無い薄帯を安定的に作製できる。更にＡｌはまた結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができることで軟磁気特性の向上が見込める。下限に関しては、原料として高純度の試薬を用いるとＡｌの混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。これに対して、Ａｌを０．０００３質量％以上含むこととすると、磁気特性に悪影響がない一方で、低価格の工業原料を用いることができる。特に本組成においてはＡｌを微量含有させることにより溶湯の粘性が向上し、表面が平滑な薄帯を安定的に作製することができる。
【００３０】
上記合金組成物において、Ｔｉは工業原料を用いることで混入する不純物である。このＴｉの割合が０．３質量％より多いと大気中において液体急冷下におけるアモルファス相の形成が困難になり、熱処理後にも粗大な結晶が析出し、軟磁気特性は大幅に劣化する。従って、Ｔｉの割合は０．３質量％以下であることが望ましい。特にＴｉの割合が０．０５質量％以下の場合、液体急冷下にて溶湯粘性の上昇を抑制することにより大気中でも表面平滑で変色の無い薄帯を安定的に作製できる。更にＴｉはまた結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができることで軟磁気特性の向上が見込める。下限に関しては、高純度の試薬を用いるとＴｉの混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。これに対して、Ｔｉを０．０００２質量％以上含むこととすると、磁気特性には悪影響がない一方で、低価格の工業原料を用いることができる。特に本組成においてはＴｉを微量含有させることにより溶湯の粘性が向上し、表面が平滑な薄帯を安定的に作製することができる。
【００３１】
上記合金組成物において、Ｍｎは工業原料を用いることで混入する不可避不純物である。このＭｎの割合が１．０質量％より多いと飽和磁束密度が低下する。従って、Ｍｎの割合は１．０質量％以下であることが望ましい。特にＭｎの割合は１．７Ｔ以上の飽和磁束密度を得ることができる０．５質量％以下であることが好ましい。下限に関しては、原料として高純度の試薬を用いると混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。これに対して、Ｍｎを０．００１質量％以上含むこととすると、磁気特性には悪影響がない一方で、低価格の工業原料を用いることができる。更に、Ｍｎはアモルファス形成能を向上させる効果があり０．０１質量％以上含まれても良い。また結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができることで軟磁気特性の向上が見込める。
【００３２】
上記合金組成物において、Ｓは工業原料を用いることで混入する不純物である。このＳの割合が０．５質量％より多いと靭性が低下し、また熱的安定性の低下から、ナノ結晶化後の軟磁気特性も劣化する。従って、Ｓの割合は０．５質量％以下であることが望ましい。特にＳの割合が０．１質量％以下の場合、軟磁気特性の良好で磁気特性のバラツキの小さい薄帯を得ることができる。下限に関しては、原料として高純度の試薬を用いると混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。これに対して、Ｓが上記質量％以下含まれることを許容することとすると、磁気特性には悪影響がない一方で、低価格の工業原料を用いることができる。このＳには融点の低減、溶融状態での粘性の低減させる効果がある。更には、Ｓを０．０００２質量％以上含ませると、アトマイズによる粉末の作製において粉末の球状化を促進させる効果がある。そのためアトマイズにて粉末を作製する場合は０．０００２質量％以上含まれていることが好ましい。
【００３３】
上記合金組成物において、Ｏは溶解時、熱処理時又は工業原料を用いることで混入する不可避不純物である。単ロール液体急冷法などにより薄帯を作製するには雰囲気を制御できるチャンバー中で製造すると酸化や変色が抑制され、更に薄帯表面を平滑にすることができるが製造コストが高くなる。本実施の形態においては大気中若しくは急冷部に窒素やアルゴン、炭酸ガスなどの不活性、還元ガスをフローさせＯが０．００１質量％以上含有する製造方法においても表面状態が平滑な薄帯を連続的作製でき、更に安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。更に水アトマイズ法やガスアトマイズ法などによる粉末作製においても同様であり、Ｏが０．０１質量％以上含有する製造方法においても表面状態が良好で球状の成形性に優れ、安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。換言すると、還元ガスフロー中で合金組成物を作製する場合、酸素の含有量は０．００１質量％以上であってもよく、そうでない場合、酸素の含有量は０．０１質量％以上であってもよい。更に絶縁性を上げ周波数特性を向上させるために酸化雰囲気中で熱処理を施し表面に酸化被膜を形成させることも可能である。また本実施の形態においては、Ｏの割合が０．３質量％より多いと表面が変色し磁気特性が劣化すると同時に占積率や成形性が低下する。従って、Ｏの割合は０．３質量％以下であることが望ましい。特に薄帯形状の合金組成物の場合はＯの磁気特性に与える影響が大きく０．１質量％以下であることが好ましい。
【００３４】
上記合金組成物において、Ｎは溶解時、熱処理時又は工業原料を用いることで混入する不純物である。単ロール液体急冷法などにより薄帯を作製する際、大気中若しくは急冷部に窒素やアルゴン、炭酸ガスなどの不活性、還元ガスをフローさせＮが０．０００２質量％以上含有する製造方法においても表面状態が平滑な薄帯を連続的作製でき、更にナノ結晶化の熱処理時においても真空中でなくＮガスフロー中で熱処理を施しても安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。また本実施の形態においては、Ｎの割合が０．１質量％より多いと軟磁気特性が劣化する。従って、Ｎの割合は０．１質量％以下であることが望ましい。
【００３５】
本実施の形態における合金組成物は、様々な形状を有することができる。例えば、合金組成物は、連続薄帯形状を有していてもよいし、粉末形状を有していてよい。連続薄帯形状の合金組成物は、Ｆｅ基アモルファス薄帯などの製造に使用されている単ロール製造装置や双ロール製造装置のような従来の装置を使用して形成することができる。粉末形状の合金組成物は水アトマイズ法やガスアトマイズ法によって作製してもよいし、薄帯などの合金組成物を粉砕することで作製してもよい。
【００３６】
巻磁芯、積層磁芯の作製や打ち抜き加工などには高い靭性が要求される。この高い靭性への要求を考慮すると、連続薄帯形状の合金組成物は熱処理前の状態において１８０°曲げ試験の際に密着曲げ可能であることが好ましい。ここで、１８０°曲げ試験とは、靭性を評価するための試験であり、曲げ角度が１８０°であり内側半径が零となるように試料を曲げるものである。即ち、１８０°曲げ試験によれば、試料は密着曲げされる（○）か破断される（×）。後述する評価においては、長さ３ｃｍの薄帯試料をその中心において折り曲げて密着曲げできたか（○）破断したか（×）をチェックした。
【００３７】
本実施の形態による合金組成物を成形して、巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯などの磁気コアを形成することができる。また、その磁気コアを用いて、トランス、インダクタ、モータや発電機などの部品を提供することができる。
【００３８】
本実施の形態による合金組成物は低い融解温度を有している。この合金組成物をＡｒガス雰囲気のような不活性雰囲気中で昇温していくと合金組成物は融解し、それによって吸熱反応が生じることとなる。この吸熱反応の開始温度を融解開始温度（Ｔｍ）とする。この融解開始温度（Ｔｍ）は、例えば、示差熱量分析（ＤＴＡ）装置を用い、１０℃／分程度の昇温速度で熱分析を行うことで評価可能である。
【００３９】
本実施の形態における合金組成物において、主要構成元素であるＦｅとＢ、ＰはそれぞれＦｅ８３Ｂ１７、Ｆｅ８３Ｐ１７と高Ｆｅ側で共晶組成を有している。そのため、高Ｆｅ組成でありながら低い融解温度が可能になる。またＦｅとＣについても共晶組成はＦｅ８３Ｃ１７と高Ｆｅ組成であることから、Ｃの添加も融解温度低減には有効である。このように融解温度を低減すると、製造装置等への負荷が小さくなる。加えて、融解温度が低いと、非晶質形成の際に低温から急冷することができるため、冷却速度は向上する。そのため、非晶質薄帯の形成が容易になり、均質なナノ結晶組織が得られることで軟磁気特性の向上が見込まれる。具体的には、融解開始温度（Ｔｍ）は市販のＦｅアモルファスの融解開始温度である１１５０℃より低いことが好ましい。
【００４０】
本実施の形態による合金組成物は主相としてアモルファス相を有している。従って、本実施の形態による合金組成物をＡｒガス雰囲気のような不活性雰囲気中で熱処理すると、２回以上結晶化される。最初に結晶化が開始した温度を第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）とし、２回目の結晶化が開始した温度を第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）とする。また、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の間の温度差をΔＴ＝Ｔｘ２−Ｔｘ１とする。単に「結晶化開始温度」といった場合、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）を意味する。なお、これら結晶化温度は、例えば、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）装置を用い、４０℃／分程度の昇温速度で熱分析を行うことで評価可能である。
【００４１】
本実施の形態による合金組成物を結晶化開始温度（即ち、第１結晶化開始温度）−５０℃以上で熱処理をすると、本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。Ｆｅ基ナノ結晶合金形成の際に均質なナノ結晶組織を得るためには、合金組成物の第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の差ΔＴが７０℃以上２００℃以下であることが好ましい。
【００４２】
このようにして得られた本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金は、２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力と１．６０Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有する。特に、Ｆｅの割合（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）、Ｐの割合（Ｙ）とＣｕの割合（Ｚ）並びに特定の比率（Ｚ／Ｙ）や熱処理条件を選択することにより、ナノ結晶の量を制御して飽和磁歪を低減することができる。なお、軟磁気特性の劣化を避けるため、飽和磁歪は１５×１０−６以下であることが望ましい。
【００４３】
本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金を用いて磁気コアを形成することができる。また、その磁気コアを用いて、トランス、インダクタ、モータや発電機などの部品を構成することができる。
【００４４】
以下、本発明の実施の形態について、複数の実施例を参照しながら更に詳細に説明する。
【００４５】
（実施例１〜１５及び比較例１〜４）
原料を下記の表１に掲げられた本発明の実施例１〜１５及び比較例１〜３の合金組成となるように秤量し、高周波加熱装置により溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２０〜２５μｍ、幅約１５ｍｍ、長さ約１０ｍの連続薄帯を作製した。また比較例４として、厚み２５μｍの市販のＦｅＳｉＢアモルファス薄帯を用意した。これら連続薄帯の合金組成物における相の同定はＸ線回折法にて行った。また、これらの第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて評価した。更に、融解開始温度は、示差熱量分析（ＤＴＡ）を用いて評価した。その後、表１記載の熱処理条件の下で、実施例１〜１５及び比較例１〜４の合金組成物を熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーを用い２〜４ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。測定結果を表１、２に示す。
【００４６】
【表１】
2011024580.tif 000003
【００４７】
【表２】
2011024580.tif 000004
【００４８】
表１から理解されるように、実施例１〜１５の合金組成物はすべて急冷処理後の状態においてアモルファス相を主相であり、また、１８０°曲げ試験で密着曲げできることが確認できた。
【００４９】
また、表２から理解されるように、熱処理後の実施例１〜１５の合金組成物は良好なナノ結晶組織を得ることで、１．６Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力Ｈｃを得た。一方、比較例１、２、３、４の合金組成物はＰとＣｕが複合添加されていないため、熱処理後において結晶が粗大化し、保磁力Ｈｃが劣化している。また図１においても、比較例１のグラフは処理温度の上昇に連れて保磁力Ｈｃが急激に劣化している一方で、実施例４〜６のグラフは、処理温度が上昇し結晶化温度を超えても保磁力Ｈｃは劣化していないことが分かる。これはナノ結晶化が生じているためであり、表１に示す熱処理後の飽和磁束密度Ｂｓも向上していることからも理解される。
【００５０】
また、表１から理解されるように、実施例１〜１５の合金組成物の結晶化開始温度差ΔＴ（＝Ｔｘ２−Ｔｘ１）は７０℃以上ある。かかる合金組成物を最高到達熱処理温度が第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）−５０℃以上、第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の間になるような条件で熱処理すると、表２に示されるように良好な軟磁気特性（保磁力Ｈｃ）を得ることができる。
【００５１】
また、表１の比較例２、及び実施例７〜１３から理解されるように、Ｂの割合が多く、Ｐの割合が少なくなると融解開始温度Ｔｍが上昇し、特にＢの割合が１３ａｔ％を超えＰの割合が１ａｔ％未満ではそれが顕著になっていることが分かる。従って、薄帯製造上の観点からもＰは必須であり、Ｐの割合は１ａｔ％以上、Ｂの割合は１３ａｔ％以下が好ましい。また、表２から理解されるように磁気特性の観点からは１０Ａ／ｍ程度の低い保磁力Ｈｃを安定的に得られるＢの割合が６〜１２ａｔ％、Ｐの割合が２〜８ａｔ％の範囲が好ましい。特に薄帯形状の合金組成物の場合はＮの磁気特性に与える影響が大きいことから、Ｎの割合は０．０１質量％以下であることが好ましい。
【００５２】
また、表１、２の実施例１４から理解されるように、Ｃ元素を添加しても、低融解温度ながら高飽和磁束密度Ｂｓと低保磁力Ｈｃの両立が可能であることが分かる。
【００５３】
また、表２の実施例１５から理解されるように、Ｃｏ元素を添加することで１．９Ｔを超える高飽和磁束密度Ｂｓが可能であることが分かる。
【００５４】
以上、説明したように、本発明による合金組成物を出発原料とすれば、低融解温度ながら優れた軟磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。
【００５５】
（実施例１６〜５９及び比較例５〜１３）
原料を下記の表３〜５に掲げられた本発明の実施例１６〜５９及び比較例５〜９、１１〜１３の合金組成となるように秤量し、高周波加熱装置により溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２０〜２５μｍ、幅約１５ｍｍ、長さ約１０ｍの連続薄帯を作製した。また比較例１０として、厚み２５μｍの市販のＦｅＳｉＢアモルファス薄帯を用意した。これら連続薄帯の合金組成物における相の同定はＸ線回折法にて行った。また、これらの第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて評価した。更に、融解開始温度は、示差熱量分析（ＤＴＡ）を用いて評価した。その後、表６〜８記載の熱処理条件の下で、実施例１６〜５９及び比較例５〜１３の合金組成物を熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーを用い２〜４ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。測定結果を表６〜８に示す。
【００５６】
【表３】
2011024580.tif 000005
【００５７】
【表４】
2011024580.tif 000006
【００５８】
【表５】
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【００５９】
【表６】
2011024580.tif 000008
【００６０】
【表７】
2011024580.tif 000009
【００６１】
【表８】
2011024580.tif 000010
【００６２】
表６〜８から理解されるように、実施例１６〜５９の合金組成物はすべて急冷処理後の状態においてアモルファス相を主相とするものであることが確認できた。また、熱処理後の実施例１６〜５９の合金組成物は良好なナノ結晶組織を得ることができ、従って、１．６Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓと２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力Ｈｃを得ることができた。一方、比較例６の合金組成物では、Ｆｅ若しくはＢが過剰に含有していることから非晶質形成能に乏しく、急冷処理後の状態において結晶相が主相となっており、靭性に乏しいため連続薄帯も得ることができなかった。また、比較例５の合金組成物ではＰとＣｕが適切な組成範囲で複合添加されていない。このため、比較例５の合金組成物では、熱処理後において結晶が粗大化し、保磁力Ｈｃが劣化している。
【００６３】
表６に掲げられた実施例１６〜２２の合金組成物はＦｅ量を８０．８から８６ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表６に掲げられた実施例１６〜２２の合金組成物は１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、及び２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、７９〜８６ａｔ％の範囲がＦｅ量の条件範囲となる。Ｆｅ量が８２ａｔ％以上であると、１．７Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得ることができる。従って、トランスやモータ等の高い飽和磁束密度Ｂｓが必要である用途の場合、Ｆｅ量は８２ａｔ％以上であることが好ましい。
【００６４】
表６に掲げられた実施例２３〜３１及び比較例５、６の合金組成物はＢ量を４から１６ａｔ％、Ｐ量を０〜１０ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表６に掲げられた実施例２３〜３１の合金組成物は１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、４〜１４ａｔ％の範囲がＢ量の条件範囲、０（０を含まない）〜１０ａｔ％の範囲がＰ量の条件範囲となる。特にＢの割合が１３ａｔ％を超え且つＰの割合が１ａｔ％未満である場合、融解開始温度Ｔｍの上昇が顕著になっていることが理解される。また、薄帯製造上の観点からも低融点化に有効なＰ元素は必須である。したがってＢの割合は１３ａｔ％以下、Ｐの割合は１ａｔ％以上が好ましい。加えて１０Ａ／ｍ以下の低Ｈｃと１．７Ｔ以上の高Ｂｓを両立させるためには、Ｂの割合が６〜１２ａｔ％、Ｐの割合が２〜８ａｔ％であることが好ましい。
【００６５】
表６に掲げられた実施例３２〜３７及び比較例７，８の合金組成物はＣｕ量を０から２ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表６に掲げられた実施例３２〜３７の合金組成物は１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、０．５〜２ａｔ％の範囲がＣｕの条件範囲となる。特にＣｕの割合が１．５ａｔ％を超えた場合、薄帯は脆化し、１８０°密着曲ができないためＣｕの割合は１．５ａｔ％以下であることが好ましい。
【００６６】
また表７に掲げられた実施例から、Ｃ元素を添加しても合金組成物の融解温度は低く、その一方で、熱処理後に得られるＦｅ基ナノ結晶合金においては高飽和磁束密度Ｂｓと低保磁力Ｈｃの両立が可能であることが理解される。また表７に掲げられた実施例から、飽和磁束密度の著しく低下しない範囲でＣｒやＮｂなどの金属元素をＦｅと置換してもよい。
【００６７】
また、表６〜８から理解されるように、本実施の形態の合金組成物は、不純物量をＡｌ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．３質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｓ：０．５質量％以下、Ｏ：０．３質量％以下、Ｎ：０．１質量％以下にすることで、１．６０Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓと２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力Ｈｃを得ることができる。更にＡｌ、Ｔｉはナノ結晶形成のおり、粗大な結晶粒抑制に効果があり、実施例３３〜３７から理解されるように、低保磁力Ｈｃ化が可能なＡｌ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下の範囲が好ましい。またＭｎ添加は飽和磁束密度を低下させるため、実施例４０〜４２から理解されるように、飽和磁束密度Ｂｓが１．７Ｔ以上になる０．５質量％以下が好ましい。またＳやＯは０．１質量％以下の範囲で磁気特性が良好であり、０．１質量％以下が好ましい。更に安価な工業原料を用いた実施例３４〜４４から分かるように、低Ｈｃ化が可能で、均質な薄帯を連続的に得られ、コスト低減が可能な、Ａｌ：０．０００４質量％以上、Ｔｉ：０．０００３質量％以上、Ｍｎ：０．００１質量％以上、Ｓ：０．０００２質量％以上、Ｏ：０．０１質量％以上、Ｎ：０．０００２質量％以上の範囲が好ましい。
【００６８】
実施例１６、１７、１９、２１の合金組成物を熱処理して得られるＦｅ基ナノ結晶合金について、飽和磁歪を歪みゲージ法を用いて測定した。その結果、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金の飽和磁歪は、夫々、１５×１０−６、１２×１０−６、１４×１０−５、８×１０−６であった。一方、比較例３に示すＦｅ７８Ｐ８Ｂ１０Ｎｂ４合金の飽和磁歪は１７×１０−６であり、比較例４に示すＦｅＳｉＢアモルファス合金の飽和磁歪は２６×１０−６である。これらと比較して、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金の飽和磁歪は、非常に小さく、そのため、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金は、低い保磁力及び低い鉄損を有している。このように、低減された飽和磁歪は軟磁気特性を改善し、騒音や振動の抑制に寄与する。従って、飽和磁歪は１５×１０−６以下であることが望ましい。
【００６９】
実施例１６、１７、１９、２１の合金組成物を熱処理して得られるＦｅ基ナノ結晶合金について、平均結晶粒径をＴＥＭ写真より算出した。その結果、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金の、平均結晶粒径は、夫々、２２、１７、１８、１３ｎｍであった。一方、比較例２の平均結晶粒径はおよそ５０ｎｍである。これと比較しても、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金の平均結晶粒径は、非常に小さく、そのため、実施例１６、１７、１９、２１のＦｅ基ナノ結晶合金は、低い保磁力を有している。従って、平均結晶粒径は２５ｎｍ以下であることが望ましい。
【００７０】
また、表６〜８から理解されるように、実施例１６〜５９の合金組成物の結晶化開始温度差ΔＴ（＝Ｔｘ２−Ｔｘ１）は７０℃以上ある。かかる合金組成物を最高到達熱処理温度が第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）−５０℃以上、第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の間になるような条件で熱処理すると、表４〜６に示されるように高い飽和磁束密度と低い保磁力を両立させることができる。
【００７１】
表７に掲げられた実施例４３〜４７の合金組成物はＣｒ、Ｎｂ量を０から３ａｔ％までＦｅと置換させた場合に相当する。表７に掲げられた実施例４３〜４７の合金組成物は１．６０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。このように耐食性の改善や電気抵抗の調整などのため、飽和磁束密度の著しい低下が生じない範囲でＦｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ、Ｎ、Ｏ及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してもよい。
【００７２】
（実施例６０、６１及び比較例１４、１５）
原料を合金組成Ｆｅ８３．４Ｂ１０Ｐ６Ｃｕ０．６となるように秤量、アトマイズ法にて処理することで、図２に示すように平均粒径４４μｍの真球状粉末を得た。更に得られた粉末について超音波分級機を用い３２μｍ以下と２０μｍ以下に分級することで平均粒径２５μ、１６μｍの実施例６０、６１の粉末を得た。各実施例６０、６１の粉末とエポキシ樹脂をエポキシ樹脂が４．０質量％となるように混合した。混合物をメッシュサイズ５００μｍのふるいにかけ、粒径が５００μｍ以下の造粒粉末を得た。次いで、外径１３ｍｍ、内径８ｍｍ、の金型を用いて、面圧１００００ｋｇｆ／ｃｍ２の条件で造粒粉末を成形し、高さ５ｍｍのトロイダル形状の成形体を作製した。このようにして作製された成形体を窒素雰囲気中で１５０℃×２時間の条件にて硬化処理した。更に、成形体及び粉末をＡｒ雰囲気中で３７５℃×２０分の条件にて熱処理した。
【００７３】
またＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃｒアモルファス合金及びＦｅ−Ｓｉ−Ｃｒ合金をアトマイズ法にて処理し、平均粒径２０μｍからなる比較例１４、１５の粉末を得た。これらの粉末を実施例６０、６１と同様に成形・効果処理を施し、比較例１４については成形体及び粉末をＡｒ雰囲気中で結晶化のない４００℃×３０分の条件にて熱処理し、比較例１５については未熱処理にて評価を行った。
【００７４】
また、これらの合金組成物粉末の第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて評価した。また熱処理前後の合金粉末における相の同定はＸ線回折法にて行った。同様に熱処理前後の合金粉末における飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて１６００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。熱処理された成形体の鉄損は交流ＢＨアナライザーを用いて３００ｋＨｚ−５０ｍＴの励磁条件にて測定した。測定結果を表９、１０に示す。
【００７５】
【表９】
2011024580.tif 000011
【００７６】
【表１０】
2011024580.tif 000012
【００７７】
図３から理解されるように、実施例６０の粉末形状の合金組成物は  アトマイズ上がりの状態においてアモルファス相を主相とするものであることが確認できる。また実施例６１の粉末形状の合金組成物は主相はアモルファス相であるが、ＴＥＭ写真から、平均粒径５ｎｍの初期微結晶を有したナノヘテロ構造を示している。一方、図３から理解されるように、実施例６０、６１の粉末形状の合金組成物は熱処理後においてｂｃｃ構造からなる結晶相を示し、その結晶の平均粒径はそれぞれ１５、１７ｎｍであり、２５ｎｍ以下の平均粒径のナノ結晶を有している。また、表９、１０から理解されるように、実施例６０、６１の粉末形状の合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓは、１．６Ｔ以上あり、比較例１４（Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃｒアモルファス）や比較例１５（Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒ）と比較しても高い飽和磁束密度Ｂｓを有している。実施例６０、６１の粉末を用いて作製された圧粉磁芯も、比較例１４（Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃｒアモルファス）や比較例１５（Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒ）と比較して、低い鉄損Ｐｃｖを有している。従って、これを用いると、小型且つ高効率の磁性部品を提供することができる。
【００７８】
以上、説明したように、本発明による合金組成物を出発原料とすれば、合金組成物の融解温度は低いことから処理しやすい一方で、優れた軟磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。
【図１】
2011024580.tif 000013
【図３】
2011024580.tif 000014
【図２】
2011024580.tif 000015
【手続補正書】
【提出日】平成23年3月11日(2011.3.11)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式Ｆｅ（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ＢＸＰＹＣｕＺの合金組成物であって、Ｘ，Ｙ，Ｚが、７９≦１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ≦８６ａｔ％、４≦Ｘ≦１３ａｔ％、１≦Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦１．５ａｔ％を満たす、合金組成物。
【請求項２】
請求項１記載の合金組成物であって、Ｘ，Ｙ，Ｚが、８２≦１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ≦８６ａｔ％、６≦Ｘ≦１２ａｔ％、２≦Ｙ≦８ａｔ％、０．５≦Ｚ≦１．５ａｔ％を更に満たす、合金組成物。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の合金組成物であって、ＰとＣｕの比が０．１≦Ｚ／Ｙ≦１．２を満たす合金組成物。
【請求項４】
請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種類以上の元素は組成全体の４０ａｔ％以下であり、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種類以上の元素とＦｅとの合計は組成全体の（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ａｔ％である、合金組成物。
【請求項５】
請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｆｅの一部をＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ，Ｎ，Ｏ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ，Ｎ，Ｏ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以下であり、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ，Ｎ，Ｏ及び希土類元素のうちの１種類以上の元素とＦｅとの合計は組成全体の（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ａｔ％である、合金組成物。
【請求項６】
請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｂ及び／又はＰの一部をＣ元素で置換してなる合金組成物において、Ｃは組成全体の１０ａｔ％以下であり、Ｂ及びＰは４≦Ｘ≦１４ａｔ％及び０＜Ｙ≦１０ａｔ％を依然として満たしており、ＣとＢ及びＰとの合計は組成全体の４ａｔ％以上２４ａｔ％以下である、合金組成物。
【請求項７】
請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の合金組成物であって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が０≦Ａｌ≦０．５質量％、０≦Ｔｉ≦０．３質量％、０≦Ｍｎ≦１．０質量％、０≦Ｓ≦０．５質量％、０＜Ｏ≦０．３質量％、０≦Ｎ≦０．１質量％である、合金組成物。
【請求項８】
請求項７記載の合金組成物であって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が０＜Ａｌ≦０．１質量％、０＜Ｔｉ≦０．１質量％、０＜Ｍｎ≦０．５質量％、０＜Ｓ≦０．１質量％、０．００１≦Ｏ≦０．１質量％、０＜Ｎ≦０．０１質量％である、合金組成物。
【請求項９】
請求項８記載の合金組成物であって、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量が０．０００３≦Ａｌ≦０．０５質量％、０．０００２≦Ｔｉ≦０．０５質量％、０．００１≦Ｍｎ≦０．５質量％、０．０００２≦Ｓ≦０．１質量％、０．０１≦Ｏ≦０．１質量％、０．０００２≦Ｎ≦０．０１質量％である、合金組成物。
【請求項１０】
請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の合金組成物であって、連続薄帯形状を有する合金組成物。
【請求項１１】
請求項１０記載の合金組成物であって、１８０度曲げ試験時において密着曲げが可能である合金組成物。
【請求項１２】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の合金組成物であって、粉末形状を有する合金組成物。
【請求項１３】
請求項１乃至請求項１２のいずれかに記載の合金組成物であって、融解開始温度（Ｔｍ）が１１５０℃以下である合金組成物。
【請求項１４】
請求項１乃至請求項１３のいずれかに記載の合金組成物であって、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の差（ΔＴ＝Ｔｘ２−Ｔｘ１）が７０℃〜２００℃である合金組成物。
【請求項１５】
請求項１乃至請求項１４のいずれかに記載の合金組成物であって、非晶質と該非晶質中に存在する初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であって前記初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍであるナノヘテロ構造を有する合金組成物。
【請求項１６】
請求項１乃至請求項１５のいずれかに記載の合金組成物を用意するステップと、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）−５０℃以上で第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の温度範囲で前記合金組成物を熱処理するステップを含む、Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法。
【請求項１７】
請求項１６記載の方法により製造されたＦｅ基ナノ結晶合金であって、平均粒径が５〜２５ｎｍ以下であるＦｅ基ナノ結晶合金。
【請求項１８】
請求項１７記載のＦｅ基ナノ結晶合金であって、２０Ａ／ｍ以下の保磁力と１．６Ｔ以上の飽和磁束密度を有するＦｅ基ナノ結晶合金。
【請求項１９】
請求項１７又は請求項１８記載のＦｅ基ナノ結晶合金であって、１５×１０−６以下の飽和磁歪を有するＦｅ基ナノ結晶合金。
【請求項２０】
請求項１７乃至請求項１９のいずれかに記載のＦｅ基ナノ結晶合金を用いて構成された磁性部品。
【手続補正書】
【提出日】平成23年7月6日(2011.7.6)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項１】
アモルファス相を主相とする組成式Ｆｅ（１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ）ＢＸＰＹＣｕＺの合金組成物であって、Ｘ，Ｙ，Ｚが、７９≦１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ≦８６ａｔ％、４≦Ｘ≦１３ａｔ％、１≦Ｙ≦１０ａｔ％、０．５≦Ｚ≦１．５ａｔ％を満たす、合金組成物。
【国際調査報告】
2011024580.tif 000016
2011024580.tif 000017
2011024580.tif 000018